DE102013210663B4

DE102013210663B4 - Gleitlagerverbundwerkstoff mit Aluminium-Zwischenschicht

Info

Publication number: DE102013210663B4
Application number: DE102013210663.7A
Authority: DE
Inventors: Karl-Heinz Lindner; Mauro Peradotto
Original assignee: Federal Mogul Wiesbaden GmbH
Current assignee: Federal Mogul Wiesbaden GmbH
Priority date: 2013-06-07
Filing date: 2013-06-07
Publication date: 2015-02-19
Anticipated expiration: 2033-06-08
Also published as: DE102013210663B9; DE102013210663A1

Abstract

Die Erfindung betrifft einen Gleitlagerverbundwerkstoff mit einer Trägerschicht aus Stahl, einer auf der Trägerschicht angeordneten Zwischenschicht aus einer bis auf Verunreinigungen bleifreien Aluminiumlegierung und einer auf der Zwischenschicht angeordneten Lagermetallschicht aus einer bis auf Verunreinigungen bleifreien Aluminiumlegierung, wobei die Aluminiumlegierung der Zwischenschicht 0,05–0,95 Gew.-% Silizium, 0,05–0,6 Gew.-% Kupfer, 0,5–1,5 Gew.-% Mangan, 0,05–1,5 Gew.-% Magnesium und wahlweise weniger als 1 Gew.-% sonstiger Elemente, Rest Aluminium enthält.

Description

Die Erfindung betrifft einen Gleitlagerverbundwerkstoff mit einer Trägerschicht aus Stahl, einer auf der Trägerschicht angeordneten Zwischenschicht aus einer bis auf Verunreinigungen bleifreien Aluminiumlegierung und einer auf der Zwischenschicht angeordneten Lagermetallschicht aus einer bis auf Verunreinigungen bleifreien Aluminiumlegierung.
Derartige Gleitlagerverbundwerkstoffe werden insbesondere für Lagerschalen oder Buchsen oder Anlaufscheiben für den Einsatz in Verbrennungsmotoren von Kraftfahrzeugen entwickelt. Sie sind Gegenstand einer Vielzahl von Druckschriften. Im Hinblick auf Zwischenschicht-Zusammensetzungen wird auf die Schriften US 5,740,666 , GB 708 472 und die DE 10 2009 002 700 B3 beispielhaft verwiesen. In der zuletzt genannten Schrift wird ein Zwischenschichtmaterial auf Aluminiumbasis mit 0,1 bis 1,0 Gew.-% Silizium, 3,5 bis 4,5 Gew.-% Kupfer, 0,1 bis 1,5 Gew.-% Mangan und 0,1 bis 1,5 Gew.-% Magnesium diskutiert, welches aufgrund eines hohen Kupferanteils aushärtbar und somit auf eine vergleichsweise hohe Mikrohärte von 70 HV 0,01 bis 110 HV 0,01 einstellbar ist. Durch Wahl einer ausreichenden Zwischenschichtdicke soll dennoch eine hinreichende Nachgiebigkeit und damit Formanpassungsfähigkeit eingestellt werden. Auch die Schrift DE 17 75 322 C2 befasst sich mit einem Gleitlagerverbundwerkstoff mit einer Trägerschicht aus Stahl, einer mit dieser verbundenen Zwischenschicht auf Aluminiumbasis und einer Lagermetallschicht aus einer Aluminiumlegierung, die allerdings Blei enthält. Diese Schrift lehrt eine Zwischenschicht mit wenigstens 55 Gew.-% Aluminium, 0 bis 13 Gew.-% Silizium, 0 bis 7 Gew.-% Kupfer, 0 bis 1,5 Gew.-% Mangan, 0 bis 6 Gew.-% Magnesium, 0 bis 3 Gew.-% Nickel, 0 bis 2 Gew.-% Eisen, 0 bis 8 Gew.-% Zink, 0 bis 1 Gew.-% Chrom, 0 bis 1 Gew.-% Zirkon und 0 bis 1 Gew.-% Titan ebenso wie Lagermetallschicht als Sinterschicht auf die Trägerschicht auf Stahl aufzubringen.
Mit einer Verbesserung der Lagermetallzusammensetzung setzen sich beispielsweise die Schriften EP 1 334 285 A1 , DE 10 2011 003 797 B3 oder DE 102 46 848 B4 auseinander. Die aus letzterer Schrift bekannte Aluminiumlagerlegierung umfasst 1,5 bis 8 Gew.-% Si, 3 bis 40 Gew.-% Sn, ein oder mehrere Elemente aus der Gruppe, bestehend aus Cu, Zn und Mg in einer Gesamtmenge von 0,1 bis 6 Gew.-%, optional ein oder mehrere Elemente aus der Gruppe, bestehend aus Mn, V, Mo, Cr, Ni, Co und B, in einer Gesamtmenge von 0,01 bis 3 Gew.-% und im übrigen Aluminium. Der Schwerpunkt der Untersuchung in jener Schrift liegt auf der Partikelgrößenverteilung der in dem fertigen Aluminiumlagerlegierungsprodukt enthaltenen Si-Partikel, welche sowohl einen Anteil kleiner Si-Partikel mit einer Korngröße von weniger als 4 μm als auch größere Si-Partikel mit einer Korngröße von 4 bis 20 μm in einer bestimmten, jedoch sehr breiten Verteilung enthalten soll. Mit der angegebenen Verteilung soll die Neigung des Werkstoffes mit dem Gleitpartner zu verkleben (Fressneigung) vermindert und die Einbindung der Partikel in den Werkstoff verbessert werden. Zum Erreichen der geforderten Partikelgrößenverteilung trägt nach der Lehre jener Schrift die Abfolge eines Glühschritts bei einer Temperatur von 350°C bis 450°C über einen Zeitraum von 8 bis 24 Stunden und ein nachfolgender Walzschritt bei.
Aus der DE 10 2011 003 797 B3 ist ein Gleitlagerverbundwerkstoff mit einer Trägerschicht aus Stahl, einer auf der Trägerschicht angeordneten Zwischenschicht und einer auf der Zwischenschicht angeordneten Lagermetallschicht aus einer bis auf Verunreinigungen bleifreien Aluminiumlegierung bekannt. Die Aluminiumlegierung der Lagermetallschicht enthält 10,5–14 Gew.-% Zinn, 2–3,5 Gew.-% Silizium, 0,4–0,6 Gew.-% Kupfer, 0,15–0,25 Gew.-% Chrom, 0,01–0,08 Gew.-% Strontium und 0,05–0,25 Gew.-% Titan. Das Silizium liegt in Form von Partikeln in der Lagermetallschicht der Gestalt verteilt vor, dass bezogen auf eine Fläche der Lagermetallschicht der Flächenanteil der in dieser Fläche sichtbaren Siliziumpartikel mit einem Durchmesser von 4 μm bis 8 μm wenigstens 2,5% beträgt.
Mit einem gattungsgemäßen Gleitlagerverbundwerkstoff mit einer Trägerschicht aus Stahl, einer darauf angeordneten Zwischenschicht auf Aluminiumbasis sowie einer darauf angeordneten Lagermetallschicht ebenfalls auf Aluminiumbasis beschäftigt sich auch die Schrift EP 2 105 518 A2 . Die Zusammensetzung der Lagermetallschicht enthält neben dem Aluminium als Matrixmaterial 3 bis 20 Gew.-% Zinn, 1,5 bis 8 Gew.-% Silizium, 0,01 bis 3 Gew.-% in Summe wenigstens eines der Elemente der Gruppe bestehend aus Mangan, Vanadium, Molybdän, Chrom, Kobalt, Eisen, Nickel, Wolfram, Titan und Zirkonium, sowie weiterhin 0,1 bis 7 Gew.-% in Summe wenigstens eines der Elemente aus der Gruppe bestehend aus Kupfer, Zink und Magnesium.
Schließlich wird noch auf die Schrift DE 10 2005 023 541 A1 verwiesen, in welcher sich die Erfinder zum Ziel gesetzt hatten, den Gleitlagerverbundwerkstoff kostengünstiger herzustellen und deshalb einen Aufbau vorschlagen, bei dem die Aluminiumlegierungen von Zwischenschicht und Lagerschicht bis auf einen zusätzlichen Weichphasenanteil in der Lagerschicht übereinstimmen.
Auch die letztgenannte Schrift setzt sich, wie der übrige Stand der Technik, allerdings nicht systematisch mit einer Anpassung der Lagermetallschicht und der Zwischenschicht dahingehend auseinander, dass die Kombination beider Schichten zu einer verbesserten Verschleißbeständigkeit auch unter Mischreibungsbedingungen, wie sie vermehrt im Start-Stopp-Betrieb auftreten, und zugleich einer höheren Ermüdungsfestigkeit beitragen.
Aufgabe ist es demgemäß, einen verbesserten Gleitlagerverbundwerkstoff für den Start-Stopp-Betrieb bereitzustellen.
Die Aufgabe wird erfindungsgemäß durch einen Gleitlagerverbundwerkstoff mit den Merkmalen des Patentanspruchs 1 gelöst.
Bei einem Gleitlagerverbundwerkstoff der eingangs genannten Art sieht die Erfindung vor, dass die Aluminiumlegierung der Zwischenschicht 0,05–0,95 Gew.-% Silizium, 0,05–0,6 Gew.-% Kupfer, 0,5–1,5 Gew.-% Mangan, 0,05–1,5 Gew.-% Magnesium und wahlweise weniger als 1 Gew.-% sonstiger Elemente, Rest Aluminium enthält, dass die Aluminiumlegierung der Lagermetallschicht
6,0–10,0 Gew.-% Zinn,
2,0–4,0 Gew.-% Silizium,
0,7–1,2 Gew.-% Kupfer,
0,15–0,25 Gew.-% Chrom,
0,02–0,2 Gew.-% Titan
0,1–0,3 Gew.-% Vanadium
und wahlweise weniger als 0,5 Gew.-% sonstiger Elemente, Rest Aluminium enthält und dass das Silizium in der Lagermetallschicht in Form von Partikeln in der Lagermetallschicht so verteilt vorliegt, dass 30–70 Si-Partikel > 5 μm auf einer Fläche von 0,04 mm² vorzufinden sind.
Als „bis auf Verunreinigungen bleifrei” wird im Sinne dieser Schrift verstanden, dass ein Bleianteil, der gegebenenfalls durch Verunreinigung einzelner Legierungselemente vorhanden sein könnte, jedenfalls geringer ist als 0,1 Gew.-%.
Die erfindungsgemäße Zusammensetzung bewirkt, dass die Zwischenschicht einerseits eine sehr hohe Duktilität beispielsweise im Vergleich zu einer reinen Al-Zwischenschicht hat. Die Bruchdehnung A der Zwischenschicht aus der erfindungsgemäßen Zusammensetzung beträgt ca. 35%, während die der Rein-Aluminium-Zwischenschicht mit ca. 7–9% angegeben werden kann. Damit weist der Verbundwerkstoff eine sehr gute Verarbeitbarkeit im Ausgangszustand auf. Andererseits ist auch die Festigkeit im Vergleich zu einer reinen Al-Schicht deutlich erhöht, so dass die Zwischenschicht auch bei hoher Belastung nicht seitlich aus dem Schichtverbund herausgequetscht wird, was regelmäßig zu einem Versagen des Lagers führt.
Die Duktilität bleibt auch bei hohen Glühtemperaturen von 350–450°C oder einer Lösungsglühbehandlung mit anschließender Kaltauslagerung zur Einstellung der Si-Partikelgröße in der Lagermetallschicht erhalten. Während sich bei dieser Temperaturführung bei einer reinen Al-Folie an der Phasengrenze zwischen dem Stahl der Trägerschicht und der Zwischenschicht spröde intermetallische AlFe-Phasen bilden, die die Belastbarkeit des Gleitlagerverbundwerkstoffes im Motor verringern, kann eine solche Sprödphasenbildung bei der erfindungsgemäßen Zusammensetzung der Zwischenschicht nicht beobachtet werden. Die Partikelgröße der Si-Partikel, die sich in dem hierin später angegebenen Bereich günstig auf die Fressbeständigkeit der Lagermetallschicht auswirkt, kann deshalb ohne Veränderung der anfänglichen Duktilität durch die geeignete Temperaturführung weitgehend frei eingestellt werden.
Auch gegenüber den bekannten aushärtbaren Knetlegierungen mit einem wesentlich erhöhten Kupferanteil von 3,5 Gew.-% oder mehr bietet die erfindungsgemäße Zusammensetzung der Zwischenschicht Vorteile. Während die Glühbehandlungen oder auch die Wärmeeinwirkung während des Betriebs des Lagers bei den aushärtbaren Legierungen zu einem signifikanten Anstieg der Materialfestigkeit von ca. 200 auf 380 MPa bei gleichzeitig starkem Zähigkeitsabfall führen, wird genau das bei der erfindungsgemäßen Legierung vermieden, so dass die anfänglichen Materialeigenschaften erhalten bleiben, auf die die Eigenschaften der Lagermetallschicht deshalb exakter abgestimmt werden können. Auch kann aufgrund der höheren Duktilität festgestellt werden, dass sich im Betrieb des Lagers weniger Kantenrisse ausbilden als bei Einsatz aushärtbarer Legierungen in der Zwischenschicht.
Diese Vorteile sind der exakten Abstimmung der Legierungselemente der Aluminiumlegierung der Zwischenschicht aufeinander geschuldet, die vorteilhafterweise 0,25 bis 0,7 Gew.-% Silizium enthält.
Silizium sorgt in dem angegebenen Bereich für eine Festigkeitssteigerung, ohne die Duktilität zu verringern. Unter 0,25 Gew.-% trägt das Silizum nicht signifikant zur Festigkeitssteigerung bei. Über 0,95 Gew.-% besteht wiederum die Gefahr, dass die Werkstoffhärte zu Lasten der Duktilität zunimmt, weshalb bevorzugt 0,7 Gew.-% Silizium zum Einsatz kommen.
Eine bevorzugte Ausgestaltung sieht vor, dass die Aluminiumlegierung der Zwischenschicht 0,05 bis 0,4 Gew.-% Kupfer enthält.
In dem Bereich von 0,05–0,6 Gew.-% Kupfer ist ebenfalls eine Festigkeitssteigerung festzustellen, wobei im Zusammenwirken mit dem angegebenen Mangangehalt die Gefahr der Aushärtung bei Wärmeeinwirkung bis 0,6 Gew.-% sehr gering ist und nahezu ausgeschlossen werden kann, wenn die Obergrenze von 0,4 Gew.-% nicht überschritten wird.
Mangan spielt in der erfindungsgemäßen Zusammensetzung von 0,5 bis 1,5 Gew.-% eine zentrale Rolle. Der Mangananteil stellt ab 0,5 Gew.-% aufgrund einer Erhöhung der Bruchdehnung der Zwischenschicht ein günstiges Umformverhalten des Gleitlagerverbundwerkstoffes bei allen Walzplattier- und Abwalzprozessen sicher. Unter 0,5 Gew.-% kann die Duktilitätssteigerung nicht ausreichend festgestellt werden. Das Mangan wirkt aber bereits ab dieser Menge rekristallisationshemmend und ist deshalb hauptverantwortlich für die deutlich verbesserte thermischen Stabilität, was die Schicht selbst bei Anwesenheit von Kupfer bis 0,6 Gew.-%, vorzugsweise 0,4 Gew.-%, unempfindlich gegenüber nachfolgenden Wärmebehandlungen oder Wärmeeinwirkungen im Betrieb macht. Deshalb kann die Rekristallisationstemperatur im Herstellungsprozess erhöht werden und damit die Form der Ausscheidungen, insbesondere die Größe der Siliziumpartikel, günstig verändert werden. Gleichzeitig erhöht auch das Mangan die Festigkeit und Streckgrenze. Bei zu hohem Gehalt von Mangan treten spröde Al₆Mn-Kristalle auf, die die Verarbeitbarkeit stören, weshalb ein Gehalt über 1,5 Gew.-% Mangan vermieden wird. Um eine zusätzliche Festigkeitssteigerung zu erreichen, kommen Silizium und Kupfer in besagten Mengen hinzu.
Die Erfinder haben ferner erkannt, dass es gerade im Bereich von Mischreibungsbedingungen im Start-Stopp-Betrieb, d. h. wenn keine (hydrodynamische) Ölschmierung des Lagers gegeben ist, in zunehmendem Maße auf die exakte Abstimmung der Lagermetalllegierung auf die Zwischenschicht ankommt. Dabei spielen auch die Verhältnisse der in sehr geringen Anteilen zugesetzten Elemente eine entscheidende Rolle.
Insgesamt kann die Lagermetallschicht aufgrund der duktileren Zwischenschicht fester und härter ausgelegt werden, als dies im Stand der Technik üblich war, ohne dass das Schichtsystem an Ermüdungsfestigkeit einbüßt oder sich die Kantenbelastung des Gleitlagers zu stark erhöht. Das Lager eignet sich entsprechend besser für Mischreibungsbedingungen, wie sie im Start-Stopp-Betrieb von Verbrennungsmotoren zunehmend gefordert sind.
Die Zugabe von Ti verbessert, ungeachtet einer geeigneten Temperaturführung und geeigneter Umformgrade bei der Herstellung des Gleitlagerverbundwerkstoffes, die Kornfeinung des Matrixmaterials beim Gießprozess. Durch eine exakte Einhaltung des Ti-Gehalts von 0,02–0,2 Gew.-%, bevorzugt 0,04–0,1 Gew.-%, kann bei den im Hinblick auf die Si-Partikelgrößenverteilung angestrebten geringen Abkühlraten des Gießprozesses eine hinreichend feine Korngröße des Al-Matrixmaterials eingestellt werden, die eine hohe Festigkeit bei guten Dehneigenschaften des Matrixwerkstoffes sicherstellt. Die Korngrößenverteilung des Matrixmaterials hat wiederum sowohl Einfluss auf die Verteilung der Si-Partikel, da sich das Si in der Al-Matrix löst, als auch auf die Einlagerung der Weichphase, d. h. des unlöslichen Sn entlang der Korngrenzen. Deshalb bedingt der Ti-Gehalt eine möglichst exakte Abstimmung mit dem Anteil des Si und des Sn.
Letzteres liegt erfindungsgemäß in einem Bereich von 6,0 Gew.-% bis 10,0 Gew.-%, bevorzugt von 8,0 bis 10,0 Gew.-% vor. Genau in diesem Bereich weist das Legierungssystem der Lagermetallschicht die hervorragenden Gleiteigenschaften auf und verfügt aufgrund eines vergleichsweise geringen Gehalts an Zinn als Weichphase über die nötige Festigkeit für höhere Belastungen, die einen Einsatz bei Mischreibungsbedingungen möglich macht.
Der Si-Gehalt ist mit einer Obergrenze von 4 Gew.-%, vorzugsweise 3 Gew.-%, erfindungsgemäß so niedrig eingestellt, dass die im Hinblick auf die hohen Umformgrade der Walzschritte geforderte Duktilität der Lagermetallschicht gegeben ist. Auf der anderen Seite ist ein Mindestgehalt der Si-Partikel von 2,0 Gew.-% notwendig, um eine hinreichende Verschleißbeständigkeit des Lagermetallwerkstoffes einstellen zu können. Durch das Angebot an Si bzw. Si-Partikeln und deren durch die Wärmebehandlung gesteuerte Größe kann die Fressneigung erheblich abgesenkt werden, was abermals bei Mischreibungsbedingungen von Vorteil ist. Dabei ist der Si-Gehalt anders als bei Rein-Al-Zwischenschichten unkritisch im Hinblick auf Diffusionsprozesse und Sprödphasenbildung.
Den Cr-Gehalt muss man im Zusammenhang mit dem Cu-Gehalt betrachten. Beide Elemente haben sich in der Aluminiummatrix als besonders wichtig im Hinblick auf die Warmfestigkeit des Werkstoffes herausgestellt. Diese ist bei hochbelasteten Anwendungen stets gefordert. Der Cr-Gehalt von 0,15 bis 0,25 Gew.-% hat sich bei gleichzeitiger Zulegierung von Cu mit einem Gehalt von 0,7 bis 1,2 Gew.-% als günstig erwiesen, um in der Matrix ausreichend festigkeitssteigernde Ausscheidungen zu bilden. Andererseits sollte ein Gehalt von 0,25 Gew.-% Cr und 1,2 Gew.-% Cu nicht überschritten werden, um wiederum die Umformbarkeit nicht negativ zu beeinflussen. Schließlich wirkt sich die Kombination aus Cr und Cu auch dahingehend positiv aus, dass eine Obergrenze des eingesetzten Cu von 1,2 Gew.-% die Kosten senkt und die Recyclingfähigkeit des Materials erhöht.
Schließlich weist die Aluminiumlegierung der Lagermetallschicht 0,1 bis 0,3 Gew.-% Vanadium auf. Vanadium wirkt hemmend auf die Rekristallisation des Matrixmaterials, weil es dessen Rekristallisationstemperatur anhebt. Damit dient Vanadium der Erhöhung der Warmfestigkeit, was im Zusammenspiel mit dem Ti eine problemlose Einstellung einer auf die Weichphase und das Si abgestimmten Korngröße erlaubt.
Die Aluminiumlegierung der Zwischenschicht enthält vorzugsweise ferner 0,03–0,1 Gew.-% Titan.
Ti wird bekanntermaßen als Kornfeiner eingesetzt und erhöht in dieser Funktion die Festigkeit und Zähigkeit der gesamten Matrix der Zwischenschicht.
Weiterhin hat sich ein Gehalt von 0,05–0,4 Gew.-% Zink in der Aluminiumlegierung der Zwischenschicht als vorteilhaft herausgestellt.
Bevorzugt weist die Aluminiumlegierung der Lagermetallschicht eine 0,2-%-Streckgrenze R_p,0,2 von mehr als 90 MPa und eine Zugfestigkeit R_m von mehr als 145 MPa auf, wobei die Materialparameter bei Raumtemperatur im Zugversuch nach DIN EN ISO 6892-1 ermittelt sind.
Es hat sich überraschend herausgestellt, dass die Zugabe von Vanadium erst im Zusammenwirken mit einem relativ geringen Zinngehalt von 6 bis 10 Gew.-% eine signifikante Festigkeitssteigerung, insbesondere eine Steigerung der 0,2-%-Streckgrenze R_p,0,2 von über 60% und der Zugfestigkeit R_m von über 15% bewirkt. Das Erstaunliche ist, dass diese signifikante Änderung bereits bei geringfügen Anteilen von 0,2% Vanadium und einer geringfügigen Verringerung des Zinngehalts von 12% auf 8 Gew.-%, ausgehend von dem aus der DE 10 2011 003 797 B3 bekannten Werkstoff, also innerhalb eines kleinen Spielraumes stattfindet.
Bevorzugt weist die Aluminiumlegierung der Lagermetallschicht wenigstens eines der Elemente ausgewählt aus der Gruppe 0,01–0,08 Gew.-% Strontium, 0,1–0,2% Zirconium und 0,1–0,2 Scandium auf.
Für die Verschleißbeständigkeit ist neben dem Si-Anteil auch die Partikelgrößenverteilung des Si in der Lagermetallschicht maßgeblich, die wiederum durch die chemische Zusammensetzung beeinflusst wird. Die Erfinder haben erkannt, dass die gezielte Zugabe einer geringen Menge Sr im Bereich von 0,03 bis 0,08 Gew.-% bei dem oben genannten Si-Gehalt die Einstellbarkeit der Partikelgrößenverteilung begünstigt. Zusammen mit einer geringen Abkühlrate nach dem Gießprozess von < 75 K/sec, bevorzugt < 50 K/sec, sorgt das Sr im Hinblick auf eine Verschleißminimierung für eine optimierte Partikelgrößenverteilung. Gleichzeitig beeinflusst es die Form der Si-Partikel, welche in Folge des Sr-Gehalts nach dem Gießen im Mittel eine gefeintere und gerundetere Erscheinungsform aufweisen als dies ohne die Zugabe von Sr beobachtet werden konnte. Auf diese Weise verschlechtert sich im Hinblick auf die Folgearbeitsschritte Wärmebehandeln und Walzen die Umformbarkeit des Matrixwerkstoffs durch die Zugabe des Si nicht wesentlich. Der Sr-Gehalt ist insoweit exakt abgestimmt auf den Si-Gehalt.
Bevorzugt weist die Zwischenschicht des auf Endmaß gewalzten Gleitlagerelementes eine Dicke d₂ von 25 μm bis 70 μm und bevorzugt von 25 μm bis 50 μm auf.
Die Zwischenschicht weist bevorzugt eine Mikrohärte von 40 HV 0,01 bis 90 HV 0,01 auf.
Die Härteprüfung nach Vickers erfolgt gemäß der europäischen Norm EN 6507-1 an der Zwischenschicht des fertigen (umgeformten) Gleitlagerelementes. Die Prüfspitze (der Eindringkörper) wird hierbei in Ebenenrichtung der Zwischenschicht in diese im Bereich einer präparierten Schnittkante des Gleitlagerelementes eingedrückt. Die Schnittkante wird vorzugsweise durch Schleifen vorbereitet.
Die erfindungsgemäße Partikelgrößenverteilung hat sich als besonders vorteilhaft herausgestellt, weil die Si-Hartteilchen > 5 μm ausreichend groß sind, um als harte Tragkristalle eine hohe Verschleißbeständigkeit des Werkstoffes zu gewährleisten.
Zur Ermittlung der Partikelgrößenverteilung wird ein Flächenausschnitt der Lagermetallschicht einer bestimmen Abmessung unter einem Mikroskop, vorzugsweise bei 500-facher Vergrößerung, betrachtet. Die Lagermetallschicht kann dabei in einer beliebigen Ebene betrachtet werden, da von einer im Wesentlichen homogenen Verteilung der Si-Partikel in der Schicht ausgegangen wird oder zumindest davon, dass eine Verteilung, die gewollt oder ungewollt inhomogen ist, also beispielsweise in einer Richtung graduell zu- oder abnimmt, jedenfalls die beanspruchten Grenzen nicht verlässt. Die Lagermetallschicht wird dazu vorzugsweise der Gestalt präpariert, dass zunächst ein ebener Schliff angefertigt wird. Die in dem Flächenausschnitt sichtbaren Si-Partikel werden der Gestalt vermessen, dass deren längste erkennbare Ausdehnung ermittelt und dem Durchmesser gleichgesetzt wird. Schließlich werden alle Si-Partikel in dem Flächenausschnitt mit einem Durchmesser > 5 μm aufaddiert und die Anzahl derselben in der untersuchten Gesamtmessfläche auf eine Normfläche bezogen. Es können auch die Durchmesser aller in eine solche Klasse (> 5 μm) fallender Si-Partikel ermittelt und aufaddiert werden und daraus ein Mittelwert errechnet werden
Besonders bevorzugt liegt die mittlere Si-Partikelgröße aller so gemessenen Si-Partikel > 5 μm bei 6–8 μm.
Ein Durchmessermittel von 6 bis 8 μm stellt sicher, dass die Partikel wiederum nicht so groß werden, dass sie zu einer Reduzierung der Festigkeit der Matrix, insbesondere unter dynamischer Beanspruchung, führen.
Wie bereits zuvor angesprochen, ist die Größenverteilung der Siliziumpartikel vorzugsweise durch eine Abkühlrate nach dem Gießprozess von weniger als 75 K/s, besonders bevorzugt weniger als 50 K/s eingestellt.
Weiterhin hat sich überraschend als vorteilhaft herausgestellt, wenn das Zinn in der Lagermetallschicht in Form von Partikeln oder Einschlüssen in der Matrix so verteilt vorliegt, dass auf einer Messfläche von 1,42 mm² nicht mehr als 50 Sn-Partikel mit einer Fläche von mehr als 100 μm² vorliegen.
Die Präparation der Lagermetallschicht zum Zweck der Messung der Zinnverteilung erfolgt hier wie vorstehend geschildert. Die in einem Flächenausschnitt mit einem Rasterelektronenmikroskop sichtbaren Sn-Partikel werden mittels EDX-Analyse identifiziert, indem nach einem dem Zinn zugeordneten Grauwertbereich innerhalb des Flächenausschnittes gesucht wird. Anschließend werden die Flächenanteile der einzelnen Zinnpartikel bestimmt. Hierzu werden zusammenhängende Bildpunkte der Rasterelektronenmikroskopaufnahme, die in den dem Zinn zugeordneten Grauwertbereich fallen, gezählt. Bei bekannter Größe des Flächenausschnittes und bekannter Auflösung der Aufnahme mit dem Rasterelektronenmikroskop ist auch die Größe eines einzelnen Bildpunktes bekannt. Aus der Anzahl der zusammenhängenden Bildpunkte und der Bildpunktgröße kann die Fläche eines Zinn-Partikels ermittelt werden. Schließlich werden die auf dem Flächenausschnitt ermittelten Zinnpartikel in Größenklassen wie beispielsweise < 100 μm² und > 100 μm² oder auch in Größenklassen anderer Abstufung eingeteilt.
In dem erfindungsgemäßen Fall werden alle Sn-Partikel in dem Flächenausschnitt mit einer Fläche > 100 μm² aufaddiert und die Anzahl derselben auf besagte Norm-Messfläche von 1,42 mm² normiert, sofern der untersuchte Flächenausschnitt nicht bereits mit der Messfläche übereinstimmt.
Vorteilhaft, insbesondere bei besonders hoch beanspruchten Lageranwendungen in Verbrennungsmotoren, ist auf der Lagermetallschicht eine Deckschicht auf Polymerbasis angeordnet.
Die Polymerschicht führt dazu, dass, insbesondere bei hohen Lasten, eine gleichmäßigere Lastverteilung über die gesamte Lagerbreite erfolgt. Durch die elastische und plastische Anpassungsfähigkeit der Polymerschicht kann hierdurch die Betriebssicherheit des gesamten Lagers nochmals gesteigert werden.
1 einen prinzipiellen Schichtaufbau eines ersten Ausführungsbeispiels des erfindungsgemäßen Gleitlagerverbundwerkstoffes;
2 einen prinzipiellen Schichtaufbau eines zweiten Ausführungsbeispiels des erfindungsgemäßen Gleitlagerverbundwerkstoffes;
3 eine Illustration der Bestimmung der Si-Partikelgrößenverteilung;
4 ein Diagramm zum Vergleich der Festigkeitswerte und Bruchdehnung der Lagermetalllegierung in Abhängigkeit von dem Vanadium- und Zinngehalt und
5 ein Diagramm zum Vergleich der Größenverteilung der Zinn-Phasen in der Lagermetalllegierung.
1 zeigt schematisch einen Querschnitt durch einen Gleitlagerverbundwerkstoff gemäß einem ersten Ausführungsbeispiel der Erfindung. Er weist insgesamt 3 Schichten auf. Als oberste Schicht ist in 1 eine Lagermetallschicht 10 dargestellt, die die anspruchsgemäße Zusammensetzung auf Al-Basis aufweist. Die Lagermetallschicht 10 ist über eine Zwischenschicht 12 auf einer Stütz- oder Trägerschicht 14 aus Stahl aufgebracht. Die Zwischenschicht dient als Haftvermittler zwischen der Lagermetallschicht 10 und der Stahlschicht. Sie besteht aus einer Aluminiumlegierung mit
0,05–0,95, vorzugsweise 0,25–0,7 Gew.-% Silizium,
0,05–0,6, vorzugsweise 0,05–0,4 Gew.-% Kupfer,
0,5–1,5 Gew.-% Mangan,
0,05–1,5 Gew.-% Magnesium,
wahlweise weniger als 1 Gew.-% sonstiger Elemente, davon vorzugsweise 0,03–0,1 Gew.-% Titan und 0,05–0,4 Gew.-% Zink und Rest Aluminium.
Ferner ist in 1 ein Flächenausschnitt 20 symbolisch dargestellt, der vergrößert die in 3 illustrierte innere Struktur aufweist. Um ein Bild eines solchen Flächenausschnittes anzufertigen, wird vorzugsweise ein ebener Schliff an geeigneter Stelle der Lagermetallschicht präpariert. Abweichend von der Darstellung in 1 kann der Flächenausschnitt beispielsweise auch parallel zur Gleitfläche betrachtet werden.
Die Schichtdicke der Zwischenschicht in dem erfindungsgemäßen Gleitlagerverbundwerkstoff beträgt vorzugsweise 25 μm bis 70 μm und besonders bevorzugt nicht mehr als 50 μm.
Das zweite Ausführungsbeispiels gemäß 2 weist einen dahingehend abweichenden Schichtaufbau auf, dass auf der Lagermetallschicht 10' eine Polymerbeschichtung 16 aufgebracht ist, welche insbesondere in besonders hoch beanspruchten Lageranwendungen vorteilhaft ist.
Die Erfindung ist nicht auf die beiden gezeigten Ausführungsformen beschränkt. Es ist ebenso gut möglich, eine Mehrschichtanordnung mit weiteren Funktionsschichten vorzusehen. Gradientenschichten sind ebenfalls nicht ausgeschlossen. Grundsätzlich ist die Zahl und Form der Schichten daher nicht begrenzt. Vor allem aus dem eingangs erwähnten Grund der Kostenersparnis wird jedoch ein Gleitlagerverbundwerkstoff bevorzugt werden, der so wenige Schichten aufweist, wie ein sicherer Betrieb zulässt.
Anhand der 3 wird im Folgenden die Methode zur Bestimmung der Si-Partikelgrößenverteilung in der Lagermetallschicht erläutert. Nachdem zunächst ein ebener Flächenschliff von der Lagermetallschicht präpariert wurde, der beispielsweise zur Gleitfläche verläuft, wird unter einer einem Mikroskop, beispielsweise bei 500-facher Vergrößerung ein Flächenausschnitt 20 der Lagermetallschicht mit einer bestimmten Kantenlänge und -breite ausgewählt und markiert. Sei dieses beispielsweise ein Rechteck mit Kantenlängen von 500 μm und 800 μm, also der Messfläche von 400.000 μm². In diesem Flächenausschnitt erkennt man eine Vielzahl von Si-Partikeln 22, die sich erfahrungsgemäß durch einen bestimmten Grau- oder Farbwertbereich optisch von anderen Einschlüssen, insbesondere von der Weichphase, aber auch von Fremdpartikeln, beides hier nicht dargestellt, unterscheiden lassen. Die Erfassung der Si-Partikeln erfolgt vorzugsweise automatisiert in einem elektronischen Bilderfassungssystem. Die Si-Partikeln 22 werden der Gestalt vermessen, dass ungeachtet der Form deren längste erkennbare Ausdehnung ermittelt wird. Diese Ausdehnung wird als Durchmesser bezeichnet. Ihrem Durchmesser entsprechend werden die Si-Partikel in Klassen, wie beispielsweise > 5 μm und/oder < 2 μm, 2–4 μm, 4–6 μm, 6–8 μm, usw., eingeteilt.
Hiervon ausgehend lassen sich vorzugsweise zwei Größen ermitteln: Die Anzahl der dieser Klasse zugeordneten Si-Partikel wird einfach gezählt und dann zwecks Vergleichbarkeit auf eine Normfläche von beispielsweise 0,04 mm² umgerechnet. Alternativ oder zusätzlich können auch die Partikelflächen aller der Klasse zugeordneten Partikel ermittelt und aufaddiert werden und daraus ein Mittelwert errechnet werden.

4 zeigt Balkendiagramme zum Vergleich der Festigkeitswerte „Streckgrenze R_p,0,2” und „Zugfestigkeit R_m” und der Bruchdehnung „A” für drei verschiedene Zusammensetzungen der Aluminiumlegierung der Lagermetallschicht bei zwei unterschiedlichen Prüftemperaturen. Die Legierungen enthalten die aus der Tabelle 1 ersichtliche Zusammensetzungen in Gew.-%: Tabelle 1

	Sn	Cu	Fe	Ti	Si	Cr	V	Sr	Al
1. Stand der Technik	12,57	0,40	0,10	0,056	2,37	0,17		0,020	Rest
2. Vergleichsbeispiel mit Vanadium	13,00	0,51	0,12	0,054	2,48	0,20	0,09	0,023	Rest
3. erfindungsgemäßes Ausführungsbeispiel	10,00	0,84	0,15	0,085	2,0	0,22	0,22	0,010	Rest

Als Stand der Technik (1. Vergleichsbeispiel) ist eine Lagermetalllegierung gewählt, wie sie aus der Schrift DE 10 2011 003 797 B3 bekannt ist. Hiervon ausgehend wurde der Legierung Vanadium zugesetzt und diese neue Legierung als zweites Vergleichsbeispiel getestet. Beide Beispiele wurden mit einem Ausführungsbeispiel der erfindungsgemäßen Zusammensetzung mit erhöhtem Cu-Gehalt und reduziertem Sn-Gehalt verglichen. Das erste Vergleichsbeispiel wird jeweils durch das linke Balkendiagramm, das zweite Vergleichsbeispiel durch das mittlere Balkendiagramm und das erfindungsgemäße Ausführungsbeispiel durch das rechte Balkendiagramm repräsentiert. Die Vergleiche wurden einmal bei Raumtemperatur, linke Hälfte der 4, und bei einer Prüftemperatur von 175°C, rechte Hälfte der 4, durchgeführt.
Es zeigt sich, dass eine Zusammensetzung der Legierungselemente im Rahmen der Erfindung gegenüber dem Bekannten insbesondere bei erhöhter Prüftemperatur von 175°C zu einer signifikanten Erhöhung der Zugfestigkeit R_m um über 40% führt, wobei die Dehnung mit etwa 30% immer noch ausreichend hoch ist.
Es zeigt sich auch, dass dieses Verhalten aus eine Kombination der Zugabe von Vanadium bei gleichzeitiger moderater Erhöhung des Cu-Gehaltes und Reduzierung des Sn-Gehaltes resultiert.
Überraschenderweise hat sich auch gezeigt, dass in dem erfindungsgemäßen Zusammensetzungsbereich der Lagermetalllegierung eine feinere Zinnverteilung entsteht. Dies belegen die beiden Diagramme der 5, die die gemessene Größenverteilung der Weichphase in der Aluminiummatrix bei den drei vorstehend diskutierten Beispielen zeigen. Die Weichphasen-Verteilung wurde am Rasterelektronenmikroskop (REM) mittels EDX-Messung ermittelt. Dabei wird zunächst die Sn-Phase im Schliff identifiziert, was anhand ihres charakteristischen, definierten Grauwertes auf einer festgelegten Fläche erfolgt. Die chemische Zusammensetzung der über ihren Grauwert ermittelten Sn-Phase wird mittels EDX-Analyse verifiziert. Alle im Grauwert und der EDX-Analyse übereinstimmenden Partikel werden dann hinsichtlich ihrer Größe (Fläche) erfasst und in frei wählbare Größenklassen eingeordnet. Das Resultat ist eine Gefügecharakterisierung hinsichtlich der Sn-Phasengröße und deren Verteilung innerhalb der Klassen.
Der jeweils linke Balken in 5 gibt die Anzahl der in die jeweils darunter angegebenen Klasse fallenden Größe der Weichphasenpartikel für das Vergleichsbeispiel 1 gemäß Tabelle 1, der mittlere für das Vergleichsbeispiel 2 gemäß Tabelle 1 und der rechte für das erfindungsgemäße Ausführungsbeispiel gemäß Tabelle 1 wieder. Unter den Angaben zur Größenklasse ist jeweils die Anzahl nochmals tabellarisch angegeben. In dem oberen Diagramm der 5 sind die Klassen von < 1 μm² bis 20 μm² und in dem unteren Diagramm die Klassen von 20 μm² bis > 150 μm² gezeigt, wobei darauf zu achten ist, dass das untere Diagramm eine andere Skalierung der Ordinate aufweist. Die Zählung und Vermessung der Sn-Phasen bezieht sich jeweils auf eine Fläche mit einer Größe von 1,42 mm².
Es ist zu erkennen, dass bei der erfindungsgemäßen Legierung deutlich mehr Teilchen in den Klassen < 10 μm² vorhanden sind, wohingegen Teilchen in den Klassen > 100 μm² deutlich reduziert sind. Dies wird unter anderem für die verbesserte Festigkeit verantwortlich gemacht. Ursache hierfür ist, dass größere, zusammenhängende Sn-Bereiche oder Partikel innerhalb der Al-Matrix zu einer Schwächung des Gefüge führen, da sie als weiche, separate Phase vorliegen (Sn- oder Weichphase), was sich bei mechanischer Beanspruchung, besonders bei erhöhter Temperatur, nachteilig auswirkt. Deshalb ist das Zinn in der Lagermetallschicht vorzugsweise so verteilt, dass auf einer Fläche von 1,42 mm² nicht mehr als 50 Sn-Partikel mit einer Fläche von mehr als 100 μm² erkennbar sind.
Die spezielle Wahl der Legierungselemente der Lagermetalllegierung hat überraschenderweise auch einen Einfluss auf die Si-Ausscheidungen in der Lagermetallschicht. Die Si-Größenverteilung, welche, wie anhand von 3 erläutert, ermittelt wurde, hat wiederum einen direkten Einfluss auf die Festigkeit und auf die Verschleißbeständigkeit. Zu grobe Si-Teilchen wirken als innere Kerben und reduzieren die Festigkeit. Gleichzeitig werden aber ausreichend Si-Teilchen in einem Größenbereich zwischen 2 und 8 μm benötigt um die an sich bekanntμ gute Verschleißbeständigkeit von AlSnSi-Legierungen sicher zu stellen, weil Si-Hartteilchen > 5 μm ausreichend groß sind, die als harte Tragkristalle zur Verschleißbeständigkeit des Werkstoffes beitragen. Diese Anforderung lässt sich wie folgt in geeigneter Weise parametrisieren: Die Silizium-Partikeln in der Lagermetallschicht liegen bezüglich Ihres Durchmessers so verteilt vor, dass 30–70 Si-Partikel > 5 μm auf einer Fläche von 0,04 mm² vorzufinden sind, bevorzugt liegt die mittlere Si-Partikelgröße aller gemessenen Si-Partikel mit einem Durchmesser > 5 μm bei 6,0–8,0 μm.
Somit bilden diese Legierungen einen hervorragender Kompromiss für eine Lagermetalllegierung mit erhöhter Festigkeit, als Folge der speziellen Auswahl der Legierungselemente, kombiniert mit einer feineren Sn-Verteilung und einer Si-Verteilung die weiterhin die gute Verschleißbeständigkeit sicherstellt.
Da die Lagermetalloberfläche in Kontakt mit dem Gegenläufer tritt, wird das Fressverhalten und die Ermüdungsfestigkeit in erster Näherung über das Lagermetall gesteuert. Die Erfinder haben festgestellt, dass aber auch die Zwischenschicht zu der Belastbarkeit des Lagers beiträgt. Risse laufen bei Versagen des Lagers bei klassischer Ermüdung von der Oberfläche zur schwächsten Stelle des Verbundwerkstoffes. Die Zwischenschicht stellt aufgrund guter Anpassungsfähigkeit sicher, dass es schon beim Walzplattieren des Lagermetalls auf die Zwischenschicht (Cladding) und des Schichtsystems aus Lagermetall und Zwischenschicht auf den Stahl (Bonding) keine Bindungsprobleme gibt. Zudem verbessert die Zwischenschicht die Performance des Gleitlager insbesondere bei höher belasteten Start-Stopp Motoren, weil sie keine Alterungserscheinungen, insbesondere keine temperaturbedingte Ausbildung spröder intermetallischer AlFe-Phasen an der Phasengrenze zwischen dem Stahl der Trägerschicht und der Zwischenschicht erfährt, weshalb ihre mechanischen Eigenschaften, die hinsichtlich Festigkeit und Duktilität idealerweise auf die Lagermetallschicht abgestimmt sind, dauerhaft erhalten bleiben.

Claims

Gleitlagerverbundwerkstoff mit einer Trägerschicht aus Stahl, einer auf der Trägerschicht angeordneten Zwischenschicht aus einer bis auf Verunreinigungen bleifreien Aluminiumlegierung und einer auf der Zwischenschicht angeordneten Lagermetallschicht aus einer bis auf Verunreinigungen bleifreien Aluminiumlegierung, wobei die Aluminiumlegierung der Zwischenschicht 0,05–0,95 Gew.-% Silizium, 0,05–0,6 Gew.-% Kupfer, 0,5–1,5 Gew.-% Mangan, 0,05–1,5 Gew.-% Magnesium und wahlweise weniger als 1 Gew.-% sonstiger Elemente, Rest Aluminium enthält, wobei die Aluminiumlegierung der Lagermetallschicht 6,0–10,0 Gew.-% Zinn, 2,0–4.0 Gew.-% Silizium, 0,7–1,2 Gew.-% Kupfer, 0,15–0,25 Gew.-% Chrom, 0,02–0,20 Gew.-% Titan 0,1–0,3 Gew.-% Vanadium und wahlweise weniger als 0,5 Gew.-% sonstiger Elemente, Rest Aluminium enthält, und wobei das Silizium in der Lagermetallschicht in Form von Partikeln so verteilt vorliegt, dass 30–70 Si-Partikel > 5 μm auf einer Fläche von 0,04 mm² vorliegen.
Gleitlagerverbundwerkstoff nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Aluminiumlegierung der Zwischenschicht 0,25–0,7 Gew.-% Silizium enthält.
Gleitlagerverbundwerkstoff nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Aluminiumlegierung der Zwischenschicht 0,05–0,4 Gew.-% Kupfer enthält.
Gleitlagerverbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Aluminiumlegierung der Zwischenschicht 0,03–0,1 Gew.-% Titan enthält.
Gleitlagerverbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Aluminiumlegierung der Zwischenschicht 0,05–0,4 Gew.-% Zink enthält.
Gleitlagerverbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Aluminiumlegierung der Lagermetallschicht eine 0,2-%-Streckgrenze R_p,0,2 von mehr als 90 MPa und eine Zugfestigkeit von mehr als 145 MPa aufweist.
Gleitlagerverbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Aluminiumlegierung der Lagermetallschicht wenigstens eines der Elemente ausgewählt aus der Gruppe 0,01–0,08 Gew.-% Strontium 0,1–0,2% Zirconium und 0,1–0,2 Scandium aufweist.
Gleitlagerverbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil des Zinns in Aluminiumlegierung der Lagermetallschicht 8,0–10,0 Gew.-% beträgt.
Gleitlagerverbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil des Siliziums in Aluminiumlegierung der Lagermetallschicht 2,0–3,0 Gew.-% beträgt.
Gleitlagerverbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil des Titans in Aluminiumlegierung der Lagermetallschicht 0,04–0,10 Gew.-% beträgt.
Gleitlagerverbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Größenverteilung der Siliziumpartikel in der Lagermetallschicht durch eine Abkühlrate nach dem Gießprozess von weniger als 75 K/s, bevorzugt 50 K/s eingestellt ist.
Gleitlagerverbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Zinn in der Lagermetallschicht in Form von Partikeln so verteilt vorliegt, dass auf einer Fläche von 1,42 mm² nicht mehr als 50 Sn-Partikel mit einer Fläche von mehr als 100 μm² vorliegen.
Gleitlagerverbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Zwischenschicht eine Dicke d₂ von 25–70 μm aufweist.
Gleitlagerverbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Zwischenschicht eine Mikrohärte von 40 HV 0,01–90 HV 0,01 aufweist.
Gleitlagerverbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass auf der Lagermetallschicht eine Deckschicht auf Polymerbasis angeordnet ist.